PROGRAMA DE PÓS-GRADUAÇÃO EM CIÊNCIA E
ENGENHARIA DE MATERIAIS
DISSERTAÇÃO DE MESTRADO
Estudo sobre o efeito dos parâmetros de processamento
dos pós e sinterização do aço inox 316L reforçado com
NbC
Murillo Menna Barreto de Mello Junior
Orientador:
Prof. Dr. Uílame Umbelino Gomes
Co-Orientador:
Prof. Dr. Marciano Furukava
Dissertação n.º 74/2011/PPGCEM
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minho. A minha amada companheira Maura, pelo apoio e incentivo na realiza¸c˜ao deste estudo. Aos meus pais, filhos e irm˜aos, especialmente pela paciˆencia e compreen-s˜ao nesta trajet´oria.
Este trabalho somente se tornou poss´ıvel com a ajuda, dedica¸c˜ao e orienta¸c˜ao de uma s´erie de pessoas.
Ao professor Dr. U´ılame Umbelino Gomes pelo apoio, incentivo e orienta¸c˜ao. Ao professor Dr. Marciano Furukava pela sua generosa colabora¸c˜ao.
Ao professor Dr. S´ergio Renato da Silva Soares pela sua valiosa contribui¸c˜ao.
Ao professor Dr. Francin´e Alves da Costa e ao professor Dr. Elcio Tavares pelas sugest˜oes.
A Universidade Federal do Rio Grande do Norte atrav´es do Programa de P´os gradua¸c˜ao em Ciˆencia e Engenharia de Materiais, PPGCEM, por proporcionar minha qualifica¸c˜ao e pela oportunidade de realiza¸c˜ao deste trabalho com o apoio dos laborat´orios conveniados dispon´ıveis destacando o LMCME.
O presente trabalho apresenta uma contribui¸c˜ao ao estudo da sinteriza¸c˜ao de um a¸co inox 316 L, com o objetivo de estudar o seu comportamento frente ao processo de moagem e o efeito da temperatura de isoterma na sua microestrutura e propriedades mecˆanicas. O a¸co inox 316L ´e uma liga largamente utilizada pela sua propriedade de alta resistˆen-cia `a corros˜ao. Contudo a sua aplica¸c˜ao ´e limitada pela baixa resistˆenresistˆen-cia ao desgaste, consequˆencia da sua baixa dureza. Em trabalhos anteriores, foi analisado o efeito da sin-teriza¸c˜ao empregando aditivos como N bC e T aC. Assim, este estudo visa aprofundar o conhecimento da sinteriza¸c˜ao analisando o efeito do tempo da moagem sobre o tamanho da part´ıcula e a microestrutura do sinterizado e o efeito da taxa de aquecimento e isoterma sobre a microestrutura do sinterizado e sobre a sua microdureza. Para isso foram mo´ıdos p´os de a¸co 316L com NbC em tempos de moagens de 1, 5 e 24 horas respectivamente. Os particulados foram caracterizados por MEV e EDS. Amostras cil´ındricas, com altura e diˆametro de 5,0 mm foram compactadas a 700M P a. As condi¸c˜oes de sinteriza¸c˜ao foram: taxa de aquecimento de 5, 10 e 15◦C/min, a temperatura de 1000, 1100, 1200, 1290 e
1300◦C, e tempos de isoterma de 30 e 60min. A taxa de resfriamento foi mantida em
25◦C/min. Todas as amostras foram sinterizadas em forno a v´acuo. Os sinterizados foram
caracterizados na sua microestrutura atrav´es de microscopia ´otica e eletrˆonica al´em de densidade e microdureza Vickers. Foi observado que o processo de moagem tem influˆen-cia na sinteriza¸c˜ao, assim como a temperatura. O efeito maior foi provocado temperatura de queima, seguida pela moagem e taxa de aquecimento. Neste caso, as maiores taxas corresponde a maior sinteriza¸c˜ao.
This masther dissertation presents a contribution to the study of 316L stainless steel sin-tering aiming to study their behavior in the milling process and the effect of isotherm temperature on the microstructure and mechanical properties. The 316L stainless steel is a widely used alloy for their high corrosion resistance property. However its application is limited by the low wear resistance consequence of its low hardness. In previous work we analyzed the effect of sintering additives as NbC and TaC. This study aims at deepening the understanding of sintering, analyzing the effect of grinding on particle size and mi-crostructure and the effect of heating rate and soaking time on the sintered mimi-crostructure and on their microhardness. Were milled 316L powders with NbC at 1, 5 and 24 hours re-spectively. Particulates were characterized by SEM and . Cylindrical samples height and diameter of 5.0 mm were compacted at 700 MPa. The sintering conditions were: heating rate 5, 10 and 15◦C/min, temperature 1000, 1100, 1200, 1290 and 1300◦C, and soaking
times of 30 and 60min. The cooling rate was maintained at 25◦C/min. All samples were
sintered in a vacuum furnace. The sintered microstructure were characterized by optical and electron microscopy as well as density and microhardness. It was observed that the milling process has an influence on sintering, as well as temperature. The major effect was caused by firing temperature, followed by the grinding and heating rate. In this case, the highest rates correspond to higher sintering.
Lista de Figuras . . . viii
Lista de Tabelas . . . x
1 Introdu¸c˜ao 1 2 Revis˜ao Bibliogr´afica 2 2.1 Metalurgia do P´o: Teoria e Pr´atica . . . 2
2.2 Etapas da Tecnologia do P´o . . . 3
2.2.1 Tecnologia do P´os . . . 4
2.2.2 Caracteriza¸c˜ao do P´o . . . 7
2.2.3 Processamento . . . 9
2.2.4 Sinteriza¸c˜ao . . . 10
2.2.5 Parˆametros da Sinteriza¸c˜ao: Efeitos do Material e Vari´aveis do Pro-cesso . . . 17
2.3 Fornos de Sinteriza¸c˜ao . . . 22
2.4 Caracteriza¸c˜ao na Metalurgia do P´o . . . 25
2.5 Comp´ositos de Matriz Met´alica (CMM) . . . 27
2.5.1 Matriz Met´alica - A¸cos Inoxid´aveis . . . 29
2.5.2 O Refor¸co NbC . . . 31
3 Metodologia, equipamentos e materiais utilizados 32 3.1 Descri¸c˜ao da S´erie S1 . . . 33
3.2 Descri¸c˜ao da S´erie S2 . . . 34
3.3 Descri¸c˜ao da S´erie S3 . . . 35
3.4 Detalhes da metodologia experimental . . . 36
3.4.1 C´alculo do esfor¸co de compress˜ao (F) . . . 36
3.4.2 Procedimento de Compacta¸c˜ao Uniaxial . . . 37
3.4.3 Medida de Densidade VerdeDv das amostras compactadas . . . 37
3.4.4 Equipamentos Utilizados . . . 37
3.4.5 Descri¸c˜ao do Forno a V´acuo . . . 37
3.4.6 Materiais Utilizados . . . 39
4 Resultados e Discuss˜ao 40 4.1 Caracteriza¸c˜ao dos particulados mo´ıdos . . . 40
4.2 Caracteriza¸c˜ao da microestrutura dos Sinterizados . . . 46
4.3 Efeito da temperatura de sinteriza¸c˜ao . . . 49
4.3.1 S´erie 1 . . . 49
4.3.2 S´erie 2 . . . 52
4.3.3 S´erie 3 . . . 54
4.4 Densidade e Dureza . . . 56
vii
58
2.1 Fluxograma Conceitual da Metalurgia do P´o . . . 4
2.2 Esquema de um Moinho de Bolas convencional . . . 6
2.3 Esquema de um Moinho Planet´ario. . . 6
2.4 Processo de Atomiza¸c˜ao . . . 7
2.5 Esquema de Matrizes Cil´ındricas Uniaxiais . . . 10
2.6 Esquema b´asico de densifica¸c˜ao durante o processo de SLPS. . . 13
2.7 Evolu¸c˜ao da microestrutura durante supersolidus do p´o pr´e-ligado . . . . 13
2.8 Est´agios de sinteriza¸c˜ao . . . 14
2.9 Esquema forno a v´acuo . . . 25
2.10 Diagrama de Fases Ferro - Cromo . . . 29
3.1 Fluxograma do processamento das amostras . . . 32
3.2 Fluxograma de descri¸c˜ao da S´erie S1 . . . 34
3.3 Fluxograma de descri¸c˜ao da S´erie S2 . . . 35
3.4 Fluxograma de descri¸c˜ao da S´erie S3 . . . 36
3.5 Forno a v´acuo utilizado . . . 38
3.6 Esquema de funcionamento do forno a v´acuo . . . 39
4.1 Micrografia (MEV) do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC S´erie S1: 1 hora de moagem. . . 40
4.2 Micrografia (MEV) do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC S´erie S2: 5 horas de moagem . . . 41
4.3 Micrografia (MEV) do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC S´erie S3: 24 horas de moagem. . . 41
4.4 Micrografia detalhada e seletiva do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC da S´erie S1: 1 hora de moagem para an´alise nos pontos A e B . . . 42
4.5 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.4 efetuada no ponto A . . . 42
4.6 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.4 efetuada no ponto B . . . 43
4.7 Micrografia detalhada e seletiva do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC da S´erie S2: 5 horas de moagem para an´alise nos pontos F e G. . . 43
4.8 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.7 efetuada no ponto F . . . 44
4.9 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.7 efetuada no ponto G . . . 44
4.10 Micrografia detalhada e seletiva do p´o de a¸co 316L com 3% de NbC da S´erie S3: 24 horas de moagem para an´alise nos pontos B e C . . . 45
4.11 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.10 efetuada no ponto B . . . 45
4.12 An´alise de EDS do p´o visto na Figura4.10 efetuada no ponto C . . . 46
aquecimento de 20◦C/mine de resfriamento 25◦C/min sob um v´acuo de
10-4 Torr . . . 47
4.14 Micrografia(MO) de amostra de p´o de a¸co 316L-3% NbC mo´ıdo por 1h (S1), compactada e com sinteriza¸c˜ao a 1290oC por 30min com taxas de aquecimento de 20◦C/mine de resfriamento 25◦C/min sob um v´acuo de
10-4 Torr, com ataque qu´ımico . . . 47
4.15 Micrografia(MO) de amostra de p´o de a¸co 316L-3% NbC mo´ıdo por 5h (S2), compactada e com sinteriza¸c˜ao a 1200oC por 30min com taxas de aquecimento de 20◦C/mine de resfriamento 25◦C/min sob um v´acuo de
10-4 Torr . . . 48
4.16 Micrografia(MO) de amostra de p´o de a¸co 316L-3% NbC mo´ıdo por 24h (S3), compactada e com sinteriza¸c˜ao a 1300oC por 60min com taxas de aquecimento de 15◦C/mine de resfriamento 25◦C/min sob um v´acuo de
10-4 Torr. . . 48
4.17 Micrografia da estrutura S1 do p´o compactado e sinterizado a 1000◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr . . . . 50
4.18 Micrografia da estrutura S1 do p´o compactado e sinterizado a 1100◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr . . . . 50
4.19 Micrografia da estrutura S1 do p´o compactado e sinterizado a 1200◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr . . . . 51
4.20 Micrografia da estrutura S1 do p´o compactado e sinterizado a 1290◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr . . . . 51
4.21 Micrografia da estrutura S2 do p´o compactado e sinterizado a 1000◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr. . . . 52
4.22 Micrografia da estrutura S2 do p´o compactado e sinterizado a 1100◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr. . . . 53
4.23 Micrografia da estrutura S2 do p´o compactado e sinterizado a 1200◦C
por 30min com taxa de aquecimento de 20◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr. . . . 53
4.24 Micrografia da estrutura S3 do p´o compactado e sinterizado a 1300◦Cpor
60mincom taxa de aquecimento de 5◦C/mine resfriamento de 25◦C/min
sob v´acuo de 10-4 Torr. . . 54
4.25 Micrografia da estrutura S3 do p´o compactado e sinterizado a 1300◦C
por 60min com taxa de aquecimento de 10◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr . . . . 55
4.26 Micrografia da estrutura S3 do p´o compactado e sinterizado a 1300◦C
por 60min com taxa de aquecimento de 15◦C/min e resfriamento de
25◦C/min sob v´acuo de 10-4 Torr. . . . 55
2.1 T´ecnicas de Medida de Tamanho de Part´ıcula. . . 9
2.2 Expoentes de controle do crescimento do pesco¸co no modelo de duas part´ıcu-las. . . 15
2.3 equa¸c˜oes do grau de sinteriza¸c˜ao. . . 19
2.4 Temperaturas, tempos e atmosferas para alguns materiais . . . 22
2.5 Atmosferas de Sinteriza¸c˜ao. . . 24
2.6 Classifica¸c˜ao da Porosidade dos Materiais Sinterizados . . . 25
2.7 Propriedades mecˆanicas t´ıpicas e aplica¸c˜oes dos a¸cos inoxid´aveis . . . 30
2.8 Composi¸c˜ao do A¸co inox 316L . . . 30
2.9 Propriedades Mecˆanicas do A¸co inox 316 e 316L . . . 30
4.1 Medidas das Densidades. . . 56
4.2 Medidas das Microdurezas . . . 56
Introdu¸c˜
ao
A metalurgia do p´o ´e uma tecnologia economicamente vi´avel, para processamento de pe¸cas met´alicas complexas com alta qualidade e tolerˆancia (Bollina, 2005). Comparada `as t´ecnicas convencionais, o a¸co produzido pela sinteriza¸c˜ao apresenta vantagens como a rela-tivamente baixa temperatura de processamento, formato e dimens˜oes pr´oximas do projeto final e microestruturas mais refinadas. Entre os v´arios tipos de a¸co inox processados pela sinteriza¸c˜ao destacam se os austen´ıticos e ferriticos (German, 1998).
O a¸co inoxid´avel sinterizado via s´olida em temperaturas relativamente baixa apresenta porosidade restringindo a sua aplica¸c˜ao. Com altas temperaturas, o crescimento do gr˜ao torna-se excessivo deteriorando as suas propriedades mecˆanicas (ASM Handbook, 1998).
Um artif´ıcio utilizado para aumentar a densidade e a dureza dos materiais sinterizados somente via fase s´olida ´e o de incluir part´ıculas cerˆamicas como refor¸co, tornando-o um comp´osito. Um comp´osito no presente contexto, consiste em um material feito artificial-mente, com fases constituintes quimicamente diferentes e separadas por uma interface distinta. Estes comp´ositos apresentam propriedades em fun¸c˜ao das fases constituintes, das suas quantidades relativas e da sua geometria, principalmente de fase dispersa, tais como forma, tamanho, sua distribui¸c˜ao e orienta¸c˜ao (Furukava, 2007).
A proposi¸c˜ao neste caso ´e o de investigar o efeito da varia¸c˜ao do tamanho de part´ıcula pela moagem, caracterizando atrav´es de microscopia eletrˆonica de varredura, EDS e mi-croscopia ´otica, e de diferentes parˆametros t´ermicos de sinteriza¸c˜ao, como taxa de aque-cimento e resfriamento, isoterma e tempo de sinteriza¸c˜ao, caracterizando os atrav´es da microscopia eletrˆonica de varredura, densidade e microdureza.
Esta disserta¸c˜ao est´a constitu´ıda por este cap´ıtulo da Introdu¸c˜ao; Cap´ıtulo 2 com a revis˜ao bibliogr´afica; Cap´ıtulo 3 com a Metodologia, equipamentos e materiais utilizados; Cap´ıtulo 4 com os resultados e discuss˜ao, cap´ıtulo 5 com as conclus˜oes e a referˆencia.
Revis˜
ao Bibliogr´
afica
2.1
Metalurgia do P´
o: Teoria e Pr´
atica
A Tecnologia do P´o, como ´area de conhecimento, data dos tempos mais remotos da civiliza¸c˜ao, mas s´o recentemente tem alcan¸cado grande desenvolvimento e embasamento cient´ıfico, seguindo diretamente os avan¸cos obtidos nas ´areas mais correlatas, como a f´ısica do estado s´olido, a qu´ımica, a mecˆanica e a pr´opria metalurgia. A sua evolu¸c˜ao hist´orica pode ser vista em Gomes (1995), Alves (2005), Ferreira (2002) e Palinni (2009).
Neste mesmo sentido, o termo Metalurgia do P´o - MP ´e empregado em car´ater geral ao processamento dos materiais met´alicos e cerˆamicos atrav´es da consolida¸c˜ao do p´o em formas discretas. As part´ıculas originais do p´o em sua maioria tˆem formas e taman-hos variados, influenciados pela t´ecnica empregada em sua produ¸c˜ao. A distribui¸c˜ao de tamanho das part´ıculas do p´o pode variar dentro da faixa de 200 a 0,01µm. Ao contr´ario da tecnologia da fus˜ao a MP trabalha em temperaturas relativamente inferiores ao ponto de fus˜ao dos materiais. Por este fato, resulta sua especial aplica¸c˜ao no processamento dos metais e ligas de alto ponto de fus˜ao.
Al´em das vantagens econˆomicas do ponto de vista energ´etico, o produto processado pela MP oferece em geral uma economia em torno de 10% em mat´eria prima frente ao produto fundido (Gomes, 1995). A Metalurgia do P´o torna poss´ıvel a produ¸c˜ao de uma pe¸ca porosa com propriedades equivalentes `as do material totalmente denso. Os proces-sos de difus˜ao que ocorrem durante o seu processamento t´ermico s˜ao fundamentais para o desenvolvimento dessas propriedades. Assim, este m´etodo ´e especialmente adequado para metais que possuem baixa ductilidade, uma vez que existe a necessidade da ocorrˆencia de apenas uma deforma¸c˜ao pl´astica das partes pulverizadas. Metais que possuem tem-peraturas de fus˜ao elevadas s˜ao dif´ıceis de serem derretidos e fundidos, e a fabrica¸c˜ao ´e acelerada com a MP (Gomes, 1995; Callister, 2007).
Na atualidade, s˜ao in´umeras as aplica¸c˜oes industriais da MP. O controle exato da composi¸c˜ao qu´ımica desejada do produto final, a redu¸c˜ao ou elimina¸c˜ao das opera¸c˜oes de
usinagem, o bom acabamento superficial, a pureza dos produtos obtidos e a facilidade de automa¸c˜ao do processo produtivo s˜ao alguns dos motivos que tornam a MP uma fonte produtora de pe¸cas para, praticamente todos os ramos da ind´ustria, como o automobil´ıs-tico, o de inform´atica, o aeroespacial, o de material eletroeletrˆonico, o de equipamentos e implementos agr´ıcolas, o tˆextil e uma infinidade de outros. Atualmente, segundo a Metal Powder Industries Federation - MPIF, nos Estados Unidos s˜ao produzidas anualmente, mais de um milh˜ao de toneladas de pe¸cas pela MP, ou seja, um crescimento bastante acentuado, considerando-se que, em meados da d´ecada de 80, essa produ¸c˜ao beirava 350 mil toneladas (Delforge, 2007).
2.2
Etapas da Tecnologia do P´
o
O p´o pode ser definido como um s´olido bem dividido com dimens˜oes de part´ıculas menores que 1mm. Na maioria dos casos, os p´os ser˜ao met´alicos embora em muitas ocasi˜oes eles estejam combinados com outras fases tais como cerˆamicas ou pol´ımeros. Uma caracter´ıstica importante de um p´o ´e a sua relativa alta rela¸c˜ao ´area superficial versus volume.
A MP estuda o processamento de p´os met´alicos, incluindo a sua fabrica¸c˜ao, caracteri-za¸c˜ao e convers˜ao de p´os met´alicos para componentes ´uteis em engenharia. A seq¨uˆencia de processamento envolve a aplica¸c˜ao das leis b´asicas de aquecimento, trabalho e deforma¸c˜ao para o p´o. Neste processamento acontecem mudan¸cas de forma, propriedades e estrutura do p´o.
As trˆes etapas principais para a MP est˜ao mostradas na Figura 2.1. A primeira, rotulada como tecnologia do p´o trata da natureza dos p´os, e explica em detalhes, a fabrica¸c˜ao, classifica¸c˜ao, caracteriza¸c˜ao e manuseios de p´os, e como aspectos secund´arios a amostragem, seguran¸ca, embalagem e transporte. O exame minucioso das estat´ısticas de tamanho e forma s˜ao atividades importantes e rotineiras no campo da tecnologia do p´o.
Figura 2.1: Fluxograma Conceitual da Metalurgia do P´o
2.2.1
Tecnologia do P´
os
As t´ecnicas de produ¸c˜ao de p´o podem ser englobadas em trˆes grandes processos: qu´ımi-cos; f´ısiqu´ımi-cos; e mecˆanicos. Um determinado tipo de p´o pode ser processado por mais de um dos modos e a escolha do processo ´e predominantemente determinada pelas limita¸c˜oes impostas pelos outros, como tamb´em pelo tipo espec´ıfico do produto final requerido al´em das raz˜oes econˆomicas e de mercado. Al´em disso, na atualidade, considera-se a deposi¸c˜ao eletrol´ıtica como t´ecnica de importˆancia relevante (PICKPM website, 2011).
Os processos qu´ımicos s˜ao aqueles pelos quais o p´o ´e produzido por decomposi¸c˜ao qu´ımica de um composto do metal, envolvendo uma s´erie de rea¸c˜oes de redu¸c˜ao. Os processos f´ısicos e mecˆanicos s˜ao muito inter-relacionados e, dentre esses processos, a atomiza¸c˜ao do metal l´ıquido (f´ısico) e a quebra (mecˆanico) s˜ao largamente empregados tanto na ind´ustria como em laborat´orios (Gomes, 1995).
Dentre as t´ecnicas mais empregadas na produ¸c˜ao de p´os met´alicos e cerˆamicos, considera-se a cominui¸c˜ao mecˆanica, atomiza¸c˜ao, m´etodos de decomposi¸c˜ao, e deposi¸c˜ao eletrol´ıtica. A cominui¸c˜ao mecˆanica consiste basicamente na redu¸c˜ao de tamanho das part´ıculas do p´o. Existe uma larga faixa de equipamentos dispon´ıveis para este fim como, moinhos de bolas, de mand´ıbulas, de barras, vibrat´orios, centr´ıfugos, col´oide e de fluxo energ´etico etc, operando a ´umido e a seco. As for¸cas mecˆanicas que atuam durante o processo de cominui¸c˜ao s˜ao tens˜ao, compress˜ao, cisalhamento e impacto (Gomes, 1995).
Moagem e esmagamento s˜ao os meios mais antigos de processamento para a produ¸c˜ao de materiais particulados. Eles foram, e ainda s˜ao largamente utilizados no campo da cerˆamica para a redu¸c˜ao de materiais quebradi¸cos, freq¨uentemente acompanhados de in-tenso efeito de mistura. A moagem mecˆanica ´e um processo rotineiramente usado na MP e na ind´ustria de processamento mineral. ´E tradicionalmente usado para mistura de p´os ou esmagamento de rochas (Zhang, 2004).
Eventual-mente, as part´ıculas s˜ao deformadas, e quebradas por soldagem fria passando para uma segunda etapa durante a qual as part´ıculas falham pela fadiga ou pela fragmenta¸c˜ao de lascas. Fragmentos gerados continuam a redu¸c˜ao do tamanho das outras part´ıculas, na ausˆencia de fortes aglomerados, pela alternˆancia de micro soldagens e fraturas (Koch e
Whittenberger, 1996)
O conhecimento pr´evio da dureza do material e a distribui¸c˜ao de tamanho final re-querida facilitam a escolha do equipamento para a moagem. A a¸c˜ao da quebra em cada caso ´e considerada alta, devido ao atrito e tamboreamento (moinho de bolas), alta freq¨uˆen-cia de vibra¸c˜ao (moinho vibrat´orio) e colis˜ao de part´ıculas (fluido energ´etico) (Gomes, 1995). No caso do moinho de bolas os processos de produ¸c˜ao de part´ıculas de p´os citados na literatura atual utilizam dois termos distintos.
A moagem de alta energia, MA (Mechanical Alloyng) (Froes et al, 1995), descreve o processo quando a mistura de p´os, de diferentes metais, ou ligas s˜ao mo´ıdas juntas. Neste caso, ocorre transferˆencia de material para obten¸c˜ao de uma liga homogˆenea. Por outro lado, ´e chamado de moagem mecˆanica, MM (Mechanical Milling) quando n˜ao h´a a transferˆencia de material na moagem de p´os de composi¸c˜ao uniforme, como os metais puros ou pr´e-ligados (Koch eWhittenberger, 1996;Suryanarayana, 2001).
O processamento de p´os pela t´ecnica de moagem de alta energia envolve a otimiza¸c˜ao de um n´umero de vari´aveis para se alcan¸car `a fase, a dispers˜ao e/ou a microestrutura do produto desejado. Assim, os itens importantes do processo de MAE s˜ao os materiais de partida, o moinho e as vari´aveis do processo. Estas s˜ao interdependentes, de forma que elas podem atuar simultaneamente e o efeito de cada uma delas durante o processa-mento ´e influenciado pelas demais. Os parˆametros mais importantes que influenciam as caracter´ısticas finais dos p´os processados s˜ao:
- Tempo de processamento; - Recipiente de moagem; - Velocidade de processamento; - Meios de moagem;
- Raz˜ao entre a massa e bola /massa de p´o; - Atmosfera de processamento;
- Temperatura de processamento; - Agente de controle do processo; e, - Tipos de moinhos.
Entre eles, o mais importante ´e o tempo de moagem que define a energia transmitida ao p´o durante o processo de moagem (Suryanarayana, 2001).
cil´ındrico gira sobre um eixo e as bolas ao ca´ırem comprimem a carga de p´o. As bolas podem rolar sobre a superf´ıcie das paredes do recipiente de moagem em uma serie de camadas paralelas ou elas podem cair livremente e comprimirem o p´o e as bolas que est˜ao abaixo. A Figura 2.2 mostra um esquema do moinho de bolas convencional.
Figura 2.2: Esquema de um Moinho de Bolas convencional. Fonte: German, 1984
O moinho de bolas planet´ario (Fritsch Pulverisette 7 ou 5) Figura2.3tem sido utilizado para realizar experimentos de MAE. Ele possui uma autonomia para moer aproximada-mente 100g a cada processamento. Neste tipo de moinho, os recipientes de moagem e o disco de suporte giram em sentidos opostos e a for¸ca centrifuga atua alternadamente no mesmo sentido e em sentido oposto, produzindo o efeito de fric¸c˜ao e impacto das bolas contra o material que est´a sendo mo´ıdo e as paredes do recipiente (Suryanarayana, 2001).
Figura 2.3: Esquema de um Moinho Planet´ario. Fonte: Manual Fritsch Pulverisette
diversos coletores especiais, destacando os seguintes p´os que passam por tal processo : F e,Al, Pb, Cu, a¸co, lat˜ao e outros.
A atomiza¸c˜ao ´e um processo bem complexo, sendo influenciado por uma s´erie de vari´aveis que tˆem efeitos diretos sobre as caracter´ısticas do produto atomizado Figura2.4. No caso de atomiza¸c˜ao a g´as, o ar ´e, sem d´uvida alguma, o mais econˆomico dos agentes atomizantes, mas produz p´os com altos teores de oxida¸c˜ao. Na atomiza¸c˜ao por l´ıquido, a ´agua ´e quase sempre o fluido utilizado.
(a) (b)
Figura 2.4: (a)Atomiza¸c˜ao a g´as; (b)atomiza¸c˜ao a ´agua. Fontes: (a) Alves, 2005 (b)Bergman,2008
Os p´os obtidos por atomiza¸c˜ao a g´as, s˜ao basicamente diferentes daqueles obtidos por atomiza¸c˜ao a ´agua. Os primeiros s˜ao compostos basicamente por part´ıculas esf´ericas ou arredondadas, enquanto os p´os atomizados a ´agua s˜ao mais irregulares, e tendem a ser mais compress´ıveis, caracter´ıstica altamente desej´avel na metalurgia do p´o (Gomes, 1995). H´a na literatura dois tipos de abordagem da t´ecnica de atomiza¸c˜ao: as te´oricas (aspectos energ´eticos e de mecanismos) e as emp´ıricas (tamanho de part´ıculas e de distribui¸c˜ao granulom´etrica) (Gomes, 1995;German, 1984).
2.2.2
Caracteriza¸c˜
ao do P´
o
As t´ecnicas utilizadas para determinar tais parˆametros, v˜ao desde as mais simples (peneiramento), as mais sofisticadas (Microscopia Eletrˆonica de Varredura).
O tamanho e a forma das part´ıculas s˜ao parˆametros importantes do processo da MP. Na realidade estes dois fatores est˜ao relacionados, pois ´e necess´ario conhecer a morfologia das part´ıculas para a determina¸c˜ao do m´etodo mais preciso de medi¸c˜ao do seu tamanho. Diversos trabalhos mostram que a maioria dos p´os apresenta morfologia irregular, que aparentemente seria menos favor´avel `a compacta¸c˜ao, do que a forma esf´erica, mas na realidade as part´ıculas irregulares tendem a produzir compactos de melhor caracter´ısti-cas. A tabela 1 apresenta as t´ecnicas mais utilizadas com seus respectivos limites de aplicabilidade para medidas de tamanho de part´ıculas (Gomes, 1995;German, 1984).
O peneiramento ´e o primeiro passo do processo de caracteriza¸c˜ao do p´o classificando as part´ıculas do p´o em dom´ınios de tamanho, relacionando a abertura da malha (n´umero de mesh) ao maior diˆametro da part´ıcula da fra¸c˜ao que passa atrav´es da peneira. Uma correspondˆencia entre mesh eµmpoder´a ser vista em onde 400 mesh corresponde a 38µm
(Gomes, 1995).
A Granulometria a laser ´e uma t´ecnica mais recente para a medida da distribui¸c˜ao dos di˜ametros das part´ıculas. Os m´etodos de difra¸c˜ao de raios x baseados nos resultados de Laue e Bragg possibilitam o estudo de detalhes do reticulado cristalino, com dimens˜oes da ordem de angstrons (Padilha e Ambrozio, 1998).
A microscopia eletrˆonica de varredura (MEV) traz ainda algumas vantagens, em re-la¸c˜ao a microscopia ´otica (MO), al´em do acr´escimo na resolu¸c˜ao. As imagens obtidas s˜ao similares `as que poderiam ser vistas pelo olho humano, se ele fosse capaz de ver com grandes amplia¸c˜oes. Esse aspecto ajuda a simplificar enormemente a interpreta¸c˜ao das imagens. Em adi¸c˜ao, a t´ecnica ainda fornece imagens topogr´aficas com profundidade de foco de at´e 300x superior ao da microscopia ´otica al´em de imagens por contraste de peso atˆomico e imagens de raios-x indicando a localiza¸c˜ao de cada elemento na superf´ıcie modo
EDS(Alves, 1999).
O aspecto poroso, de algumas part´ıculas met´alicas, afeta v´arias caracter´ısticas do p´o, como a densidade aparente e a compressibilidade. No caso dos poros serem ligados entre si e em comunica¸c˜ao com a superf´ıcie, ocorrer´a um acr´escimo da superf´ıcie espec´ıfica das part´ıculas, al´em de facilitar a absor¸c˜ao de gases durante o processo de sinteriza¸c˜ao. A t´ecnica mais utilizada pelos grandes centros de pesquisa para an´alise de poros na superf´ıcie das part´ıculas ´e a porosimetria de merc´urio (Gomes, 1995; German, 1984; Huppman
e Riegger, 1975).
Tabela 2.1: T´ecnicas de Medida de Tamanho de Part´ıcula. Fonte: Gomes,1995
A densidade aparente de um p´o, definida como o peso por unidade de volume deste p´o livremente escoado, em unidadesg/cm3, ´e uma caracter´ıstica importante, pois determina o volume real ocupado por uma massa de p´o, que implica na defini¸c˜ao da profundidade da cavidade da matriz de compacta¸c˜ao, como tamb´em o comprimento do cursor da prensa necess´ario para compactar e densificar o p´o. V´arias grandezas exercem influˆencia na defini¸c˜ao da densidade aparente, tais como: densidade te´orica do material; tamanho e formas das part´ıculas; ´area superficial; topografia; e empacotamento. As medidas de densidade do sinterizado podem ser feitas por v´arias t´ecnicas: medida do volume do sinterizado por deslocamento de um l´ıquido(Buyancy)onde o sinterizado deve ser coberto por um filme imperme´avel fino para evitar penetra¸c˜ao do liquido nos poros; e t´ecnica picnom´etrica deAg (Gomes, 1995; German, 1984).
2.2.3
Processamento
Na compacta¸c˜ao, ´e obtida a forma estrutural da pe¸ca, como tamb´em as suas pro-priedades, conforme o interesse do fabricante (porosidade, alta densidade, resistˆencia mecˆanica para manuseio) que influenciar´a no processo de sinteriza¸c˜ao e nas propriedades finais do sinterizado (German, 1984; Chiaverini, 1986).
de arranjo e escorregamento de part´ıculas, naturalmente ou por a¸c˜ao de prensagem, de quebras e de deforma¸c˜oes pl´asticas das part´ıculas (German, 1984).
Existem v´arios processos adequados a compress˜ao de p´os met´alicos, mas poucos de-les garantem densidade uniforme, principalmente no caso de compactados com formas complicadas. O p´o inserido na matriz e sujeito a press˜ao pode, desde que tenha as pro-priedades pl´asticas necess´arias, ser moldado como um componente compactado. Durante esta opera¸c˜ao as part´ıculas individuais do p´o s˜ao comprimidas t˜ao firmemente umas nas outras, que permanecem aderidas depois que a press˜ao tenha sido retirada. Na Figura2.5, est´a o processo de compacta¸c˜ao uniaxial, t´ecnica onde zonas de densidade diferentes s˜ao causadas no compacto devido ao uso de matriz e pun¸c˜ao inferior serem fixos (Chiaverini, 1986).
As press˜oes de compacta¸c˜ao exigidas na metalurgia do p´o variam com os materiais a serem produzidos, e as caracter´ısticas dos p´os met´alicos como quantidade e qualidade do lubrificante adicionado na mistura dos p´os. Existem diversos trabalhos que descrevem uma teoria matem´atica consistente para a explica¸c˜ao do processo de compacta¸c˜ao (German, 1984; Suryanarayana, 2001). As press˜oes de compacta¸c˜ao utilizados nos processo de sinteriza¸c˜ao dos metais refrat´arios variam de 80M P aat´e 1000M P a.
Figura 2.5: Esquema de Matrizes Cil´ındricas Uniaxiais. Fonte: Chiaverini, 1986
As press˜oes de compacta¸c˜ao exigidas na metalurgia do p´o variam com os v´arios ma-teriais a serem produzidos, com as caracter´ısticas dos p´os met´alicos, como quantidade e qualidade do lubrificante adicionadas na mistura dos p´os.
Na literatura existem diversos trabalhos que tentam descrever uma teoria matem´atica consistente para a explica¸c˜ao do processo de compacta¸c˜ao (Chiaverini, 1986).
2.2.4
Sinteriza¸c˜
ao
um processo termodinˆamico de n˜ao-equil´ıbrio, no qual um sistema de part´ıculas (agregado de p´o ou compactado) vem adquirir uma estrutura s´olida coerente, atrav´es da redu¸c˜ao da ´area superficial espec´ıfica. O resultado ´e a forma¸c˜ao de contornos de gr˜aos e crescimento de pesco¸cos, de uni˜ao interpart´ıculas, levando normalmente o sistema a densifica¸c˜ao e a contra¸c˜ao volum´etrica (Gomes, 1995).
As teorias que procuram elaborar um modelo da cin´etica de sinteriza¸c˜ao est˜ao baseadas nas descri¸c˜oes fenomenol´ogica, topol´ogica e termodinˆamica. A descri¸c˜ao fenomenol´ogica considera as rela¸c˜oes quantitativas entre volume e porosidade durante o processo de sin-teriza¸c˜ao e foram estudadas por R. L. Coble e por G. C. Kuczinsky. Segundo esta teoria, a forma e o tamanho dos poros, formados entre as part´ıculas esf´ericas compactadas, de-pende do arranjo das part´ıculas em torno delas. A sinteriza¸c˜ao muda a sua morfologia. Os poros interligados formam um canal que ´e pressionado levando ao seu fechamento. Assim, os poros contraem levando ao seu desaparecimento no est´agio final da sinteriza¸c˜ao
(Wakai et al, 2006). A descri¸c˜ao topol´ogica, estudadas por R. T. Dehoff, W. Kruosbein
e F. N. Rhines considera as varia¸c˜oes geom´etricas da microestrutura no processo. A de-scri¸c˜ao termodinˆamica considera o modelo atom´ıstico da mat´eria iniciado por J. Frenkel e tamb´em por G. C. Kuczynsky (Gomes, 1995).
Nos ´ultimos anos cresceu o interesse no desenvolvimento de modelos micro-estruturais para o comportamento dos materiais. S˜ao duas as raz˜oes para este interesse: a primeira envolve a simula¸c˜ao computacional de um volume representativo do material. Tal simu-la¸c˜ao provˆe informa¸c˜oes detalhadas sobre o comportamento do material e da compreens˜ao do mecanismo; e a segunda, o desenvolvimento de uma lei para o comportamento do mate-rial em termo de vari´aveis adequadamente parametrizadas, relacionando as caracter´ısticas f´ısicas particulares mensuradas da microestrutura envolvida (Gill et al, 2001)
Em 1979, Bross e Exner publicaram um modelo matem´atico de simula¸c˜ao da sinteriza-¸c˜ao de uma s´erie de part´ıculas em duas dimens˜oes sendo posteriormente quantificado por Exner. Embora a sinteriza¸c˜ao ocorra entre agregados de part´ıculas em trˆes dimens˜oes, o modelo em duas dimens˜oes permite uma boa abordagem no mecanismo de sinteriza¸c˜ao
(Zhang e Schneibel, 1995). Conforme a defini¸c˜ao ISO, a sinteriza¸c˜ao ´e o tratamento
t´ermico de um p´o ou compacto em temperatura abaixo do ponto de fus˜ao do seu compo-nente principal com o prop´osito de aumentar sua resistˆencia pela ades˜ao das part´ıculas.
A avalia¸c˜ao do parˆametro temperatura ´e fundamental para o processo de sinteriza¸c˜ao, pois ´e o agente ativador do processo de difus˜ao, e respons´avel por todas as transforma¸c˜oes e rea¸c˜oes que ocorrem na sinteriza¸c˜ao. O principal fator para o baixo rendimento do pro-cesso ´e a porosidade que os a¸cos apresentam quando sinterizados na atmosfera industrial. Neste sentido para a obten¸c˜ao de melhores resultados, os a¸cos devem ser sinterizados em atmosfera inerte a altas temperaturas (Abenojaret al, 2003).
pelas altas temperaturas al´em de contribuir, consequentemente com o aumento resistˆencia. Por outro lado altas temperaturas provocam o amolecimento levando a diminui¸c˜ao da resistˆencia. Este fenˆomeno ´e a maior causa da distor¸c˜ao e da perda da precis˜ao dimensional na sinteriza¸c˜ao (Xu et al, 2002). A baixa taxa de aquecimento dissipa as for¸cas motoras e n˜ao h´a densifica¸c˜ao. Por outro lado, se a taxa for alta, o resultado ser´a a distor¸c˜ao e a deforma¸c˜ao (Liu et al, 2000).
Considerando as fases (estado da mat´eria) envolvidas, destacam-se dois tipos de sin-teriza¸c˜ao: em fase s´olida e em fase l´ıquida. A sinteriza¸c˜ao em fase s´olida ocorre em temperatura onde nenhum dos elementos do sistema atinge o seu ponto de fus˜ao. Esta ´e realizada com transporte de material (difus˜ao atˆomica, transporte de vapor, fluxo vis-coso, etc) (Costa,2004). No segundo caso, na sinteriza¸c˜ao por fase l´ıquida, forma-se uma fase l´ıquida capaz de dissolver um percentual de part´ıculas do compacto. Isto origina um caminho de difus˜ao, an´alogo ao do contorno de gr˜ao na sinteriza¸c˜ao s´olida, provocando um r´apido adensamento inicial, e em seguida, ocorre dissolu¸c˜ao das part´ıculas s´olidas no l´ıquido , e precipita¸c˜ao na regi˜ao do pesco¸co (Gomes, 1995).
Em termos gerais, todos os processos de sinteriza¸c˜ao podem ser considerados como sinteriza¸c˜ao por fase l´ıquida, sendo a sinteriza¸c˜ao s´olida tratada como a situa¸c˜ao limite considerando o volume do l´ıquido igual `a zero. Durante o est´agio inicial, a microestrutura consiste de part´ıculas s´olidas e poros. As liga¸c˜oes s´olidas s˜ao formadas na temperatura de ativa¸c˜ao do processo de difus˜ao. Ap´os a forma¸c˜ao do l´ıquido, em altas temperaturas, a densifica¸c˜ao ´e provocada pelo pr´oprio l´ıquido, pela for¸ca da capilaridade e transporte de massa. Dependendo da forma¸c˜ao da matriz s´olida, e da quantidade dispon´ıvel de l´ıquido, os poros ser˜ao eliminados em uma taxa que depende da for¸ca capilar e da rigidez do compacto. Ap´os a sinteriza¸c˜ao, a microestrutura ´e caracterizada por gr˜aos de forma arredondada, dos elementos com ponto de fus˜ao mais alto que preenchem efetivamente a matriz com a fase l´ıquida, com ou sem porosidade residual. Frequentemente, esta evolu¸c˜ao micro-estrutural ´e acompanhada por pronunciado crescimento do gr˜ao, e uma redu¸c˜ao ou elimina¸c˜ao da porosidade (Lu eGerman, 2001).
no s´olido, com a forma¸c˜ao de uma nova fase / composto. Na SLPS (Supersolidus Liq-uid Phase Sintering), esquematizado na Figura2.6, os p´os das ligas s˜ao aquecidos entre a temperatura s´olida e l´ıquida, promovendo a sua densifica¸c˜ao (Bollina, 2005; Bates e Faulkner, 1988). ´E diferente da forma cl´assica de sinteriza¸c˜ao l´ıquida que inicia com p´os, misturados e aquecidos `a temperatura acima do ponto de fus˜ao de um dos elementos.
Figura 2.6: Esquema b´asico de densifica¸c˜ao durante o processo de SLPS. Fonte: Bollina, 2005
Na Figura 2.7 ´e esquematizada a evolu¸c˜ao da microestrutura durante a SLPS. Como uma variante da SLPS, a densifica¸c˜ao dos p´os de ligas pode ser obtida por uso de aditivos com a forma¸c˜ao de l´ıquidos a baixa temperatura. A SLPS tamb´em ´e poss´ıvel de ser empregada nas misturas de duas ligas (Lalet al, 2000). Sinterizados com alta densidade podem ser produzidos com o uso de elementos como o Boro e o Sil´ıcio. A densidade ´e aumentada com a ocorrˆencia da fase l´ıquida.
Os modelos te´oricos de sinteriza¸c˜ao s´olida subdividem o processo de sinteriza¸c˜ao em trˆes est´agios (Gomes, 1995). O est´agio inicial, caracterizado pela forma¸c˜ao de contatos interpart´ıculas, seguido pela forma¸c˜ao e crescimento de pesco¸cos, at´e o ponto onde eles come¸cam a se interferir. O est´agio intermedi´ario, caracterizado pela densifica¸c˜ao do com-pacto e pelo decr´escimo dos diˆametros dos poros interligados e o est´agio final, caracter-izado pelo isolamento e elimina¸c˜ao gradual dos poros, Figura 2.8. N˜ao existe uma clara distin¸c˜ao entre os est´agios da sinteriza¸c˜ao. Geralmente, a fase inicial corresponde a uma microestrutura com grandes curvaturas. A taxa de forma¸c˜ao do pesco¸co e a contra¸c˜ao s˜ao pequenas e o tamanho do gr˜ao ´e menor que o da part´ıcula. Na fase intermedi´aria os poros tornam-se arredondados, mas permanecem interligados e pode ocorrer crescimento do gr˜ao na sua fase final.
Figura 2.8: Est´agios de sinteriza¸c˜ao: Est´agio inicial, Est´agio intermedi´ario e Est´agio final respectivamente. Fonte? Gomes, 1995
Para produtos onde a alta porosidade ´e desejada, como filtros, o est´agio inicial ´e o ´
unico a ser realizado. Para os a¸cos sinterizados com especifica¸c˜oes de alta densidade e alta resistˆencia ´e necess´ario alcan¸car o est´agio final, algumas vezes de uma maneira n˜ao completa, ou somente at´e a parte final do est´agio intermedi´ario. Os modelos idealizados de sinteriza¸c˜ao feitos por v´arios autores s˜ao espec´ıficos para cada est´agio, como o modelo de crescimento de gr˜ao para o 1o est´agio, o modelo da contra¸c˜ao dos p´os para os est´agios intermedi´ario e final e o modelo da contra¸c˜ao dos poros para o est´agio final (Th¨ummler
eOberacker, 1993).
No primeiro est´agio, os pontos de contatos transformam-se nos chamados pesco¸cos. Mesmo antes da sinteriza¸c˜ao, existem planos de contato devido `a press˜ao de compacta¸c˜ao. De acordo com o modelo experimental, o pesco¸co cresce seguindo uma exponencial. Du-rante este est´agio, as part´ıculas permanecem discretas. A cin´etica ´e dominada pelo gradi-ente da curvatura localizada na regi˜ao do pesco¸co. Os poros est˜ao abertos e interligados embora o seu formato continue irregular.
xn
am =F(t).t (2.1)
ondex o raio do pesco¸co, a o raio da part´ıcula,t o tempo de sinteriza¸c˜ao, e F(T) ´e uma constante que depende da temperatura e outros parˆametros associados ao material e aos mecanismos de difus˜ao. Os componentes n e m podem ser dados pela Tabela 2.2. Na composi¸c˜ao desta equa¸c˜ao, entraram os componentes devido `a evapora¸c˜ao, condensa¸c˜ao, difus˜ao por volume, difus˜ao superficial e difus˜ao por contorno de gr˜ao. As constantes num´ericasnemest˜ao associadas ao mecanismo de transporte do processo de sinteriza¸c˜ao. O expoentem, apresentado na Equa¸c˜ao (2.1), representa o efeito do tamanho da part´ıcula na sinteriza¸c˜ao, sinalizando que o tempo para alcan¸car uma dada raz˜ao de pesco¸co depende do tamanho da part´ıcula. Como listado na Tabela 2.2, o valor de m ´e indicativo da predominˆancia do mecanismo de transporte de massa durante a sinteriza¸c˜ao. Quando o expoente diminui, h´a uma diminui¸c˜ao sens´ıvel da contribui¸c˜ao do tamanho da part´ıcula na taxa de sinteriza¸c˜ao.
Tabela 2.2: Expoentes de controle do crescimento do pesco¸co no modelo de duas part´ıcu-las. Fonte: Th¨ummler e Oberacker, 1993
caracterizada pela densifica¸c˜ao, acompanhado do crescimento do gr˜ao. Al´em disso, as part´ıculas come¸cam a perder o seu formato individual e os poros se unem, formando uma rede com estrutura cil´ındrica. A for¸ca motora ´e a energia superficial do contorno de gr˜ao. ´
E comum acontecer um crescimento de gr˜ao com a forma¸c˜ao de uma nova microestrutura na parte final deste est´agio e como conseq¨uˆencia tamb´em pode ocorrer movimenta¸c˜ao ou aprisionamento de poros. Os poros internos tendem a migrar para a superf´ıcie aumentando a forma¸c˜ao dos poros nos contornos de gr˜ao.
A geometria do contorno de gr˜ao e do poro, durante o est´agio intermedi´ario, controla a taxa de sinteriza¸c˜ao. Inicialmente os poros est˜ao localizados nas interse¸c˜oes do contorno do gr˜ao. No in´ıcio desta fase intermedi´aria, a geometria do poro ´e altamente complexa, dependente principalmente da morfologia do gr˜ao. Com o tempo a sua geometria se aproxima da forma cil´ındrica. A itera¸c˜ao entre os poros e os contornos de gr˜aos ocorre de duas formas: os poros s˜ao tragados pelo movimento do contorno do gr˜ao durante o crescimento ou os contornos podem isolar os poros no seu interior. Este isolamento acontece devido `a lenta movimenta¸c˜ao dos poros em rela¸c˜ao aos contornos.
Para os poros ocupando a interface dos gr˜aos, a energia do sistema ´e baixa porque os poros reduzem o total da ´area do contorno de gr˜ao. Quando o poro est´a separado do contorno, a energia do sistema aumenta proporcionalmente `as novas ´areas superficiais criadas. Como conseq¨uˆencia, os poros podem ser levados como se tivessem uma energia de liga¸c˜ao em rela¸c˜ao ao contorno. Esta energia de liga¸c˜ao cresce com o crescimento dos poros. Portanto, no in´ıcio do est´agio intermedi´ario, esperam-se pequenas separa¸c˜oes dos poros e contorno.
Quando a temperatura aumenta, aumenta a mobilidade dos gr˜aos. Os poros criam uma for¸ca sobre os contornos restringindo o crescimento do gr˜ao. Contudo, em certas condi¸c˜oes a for¸ca motora para o crescimento do gr˜ao excede a for¸ca do poro, levando ao isolamento.
A elimina¸c˜ao do poro na fase intermedi´aria ´e acompanhada do crescimento do gr˜ao e da diminui¸c˜ao do tamanho do poro. A ´area superficial do poro tende a zero durante este est´agio. No final da fase intermedi´aria a estrutura do poro ´e fechada apresentando somente uma porosidade residual. Portanto, a densifica¸c˜ao na fase intermedi´aria ´e acompanhada da difus˜ao por volume e da difus˜ao pelo contorno de gr˜ao. A forma do poro e a sua proximidade com o contorno de gr˜ao ´e um importante aspecto do est´agio intermedi´ario da sinteriza¸c˜ao.
eliminar a interface entre o s´olido e os poros. A presen¸ca de um g´as no poro limitar´a o est´agio final da densifica¸c˜ao. No est´agio final, quando se atinge a densidade de 90 a 95% da te´orica com a contra¸c˜ao, aumentam a quantidade de poros isolados e os mesmos apresentam uma conforma¸c˜ao esf´erica (Th¨ummler e Oberacker, 1993).
Em alguns casos s˜ao formados poros separados do contorno de gr˜ao. Estes poros, isolados no interior do gr˜ao, resultam em decr´escimo na taxa de densifica¸c˜ao. Se o poro cont´em g´as que ficou aprisionado, a solubilidade do g´as na matriz influenciar´a na taxa de elimina¸c˜ao do poro. O transporte de massa ´e necess´ario para contra¸c˜ao dos poros. A taxa de elimina¸c˜ao dos poros durante o est´agio final depende do seu raio, difusibilidade por volume, tamanho de gr˜ao, densidade, e efeito de tens˜ao. Esta tens˜ao pode ser externa da energia superficial e o g´as aprisionado trabalhando contra a contra¸c˜ao dos poros.
O modelo hipot´etico de duas part´ıculas apresenta equa¸c˜oes com rela¸c˜ao ao grau de sinteriza¸c˜ao, supondo que ocorra apenas um ´unico mecanismo de transporte de massa, partindo de suposi¸c˜oes relacionadas a aspectos geom´etricos de forma¸c˜ao do pesco¸co, como tamb´em da aproxima¸c˜ao das part´ıculas.
A Tabela 2.3 apresenta as equa¸c˜oes do grau de sinteriza¸c˜ao, relacionada aos mecan-ismos de transporte de massa para o est´agio inicial de sinteriza¸c˜ao, onde X ´e o raio do pesco¸co, R ´e o raio da part´ıcula, t ´e o tempo de sinteriza¸c˜ao isot´ermico. Os termos n e m s˜ao constantes num´ericas cujos valores est˜ao associados ao mecanismo de transporte de massa e o termo B ´e uma constante que depende da temperatura e outros parˆametros associados ao material e ao mecanismo de difus˜ao.
Durante a sinteriza¸c˜ao, o volume de massa, devido ao processo de transporte, cria uma mudan¸ca no espa¸co interpart´ıcula com crescimento de pesco¸co no plano de contato. Este fenˆomeno causa significativas mudan¸cas no compacto, ocasionando no est´agio in-termedi´ario o surgimento das propriedades caracter´ısticas do material sinterizado. Na an´alise da sinteriza¸c˜ao, ´e comum monitorar o processo, atrav´es de observa¸c˜oes e medidas de densidade, contra¸c˜ao, exame metalogr´afi¸co e outros importantes parˆametros que est˜ao intimamente relacionados as propriedades do material compactado (German, 1984)
2.2.5
Parˆ
ametros da Sinteriza¸c˜
ao: Efeitos do Material e
Var-i´
aveis do Processo
sinter-iza¸c˜ao porque favorece o transporte de mat´eria (difus˜ao),pela mesma raz˜ao,a concentra¸c˜ao dos deslocamentos favorece o processo. Part´ıculas com porosidade interna tˆem maior for¸ca motora de sinteriza¸c˜ao. Finalmente,a estrutura cristalina das part´ıculas tem influˆencia no processo atrav´es do coeficiente de autodifus˜ao do material.
A composi¸c˜ao exerce influˆencia no processo uma vez que a for¸ca motora de sinteriza¸c˜ao ´e afetada (para mais ou menos) , atrav´es de elementos , ligas ou impurezas adicionadas ao metal. Fases dispersas no metal inibem o movimento de contorno de gr˜ao e portanto aumentam a sinteriza¸c˜ao.
A taxa de sinteriza¸c˜ao aumenta com o aumento da densidade verde. O valor absoluto da densidade do sinterizado ´e maior para maiores densidades verdes, como tamb´em o aumento da forma¸c˜ao de ligas e crescimento de gr˜ao, durante a sinteriza¸c˜ao s˜ao favorecidos pela maior densidade verde.
O efeito da temperatura ´e fundamental uma vez que ´e o agente ativador do processo (difus˜ao) e todas as transforma¸c˜oes e rea¸c˜oes que ocorrem na sinteriza¸c˜ao. De modo grosseiro, a temperatura de sinteriza¸c˜ao de um determinado compactado de p´o ´e aproxi-madamente 70% de sua temperatura de fus˜ao.
O grau de sinteriza¸c˜ao aumenta com o tempo embora seu efeito seja menor comparado com a temperatura. A taxa de sinteriza¸c˜ao decresce com o aumento do tempo (tn onde
n≺1). A diminui¸c˜ao da for¸ca motora com o aumento do tempo a qualquer temperatura ´e uma das raz˜oes do porquˆe ser t˜ao dif´ıcil eliminar completamente a porosidade na sinter-iza¸c˜ao. Tanto o tempo quanto a temperatura s˜ao importantes nas condi¸c˜oes econˆomicas dos processos de sinteriza¸c˜ao, principalmente em rela¸c˜ao ao consumo energ´etico. Longos tempos reduzem a taxa de produ¸c˜ao e altas temperaturas requerem maior energia t´ermica
(Gomes, 1995).
Quanto a taxa de aquecimento , foram observadas retra¸c˜oes maiores em taxa mais baixas de 1◦C/minquando comparada a 15◦C/min na sinteriza¸c˜ao de ligas pesadas com
tungstˆenio. Sobre a faixa de 1 a 15◦C/min em fase s´olida no limiar para a fase l´ıquida
n˜ao houve efeito significativo na distors˜ao (Bollina, 2005).
A explora¸c˜ao de novos esquemas de sinteriza¸c˜ao, pela varia¸c˜ao da taxa de aquecimento na faixa de 2,5 a 10◦C/min obteve pequenas diferen¸cas na densifica¸c˜ao e propriedades
para o a¸co inox da serie 300 operando de 700 a 1300◦C . Uma taxa de aquecimento lento
Tabela 2.3: equa¸c˜oes do grau de sinteriza¸c˜ao. Fonte: Gomes, 1995
Observa-se que uma mudan¸ca no tamanho de part´ıcula ´e poss´ıvel mudar o dom´ınio do mecanismo de sinteriza¸c˜ao, de acordo com esta reflex˜ao, constata-se que os efeitos da mudan¸ca do tamanho da part´ıcula, pode ser previsto pelo mecanismo de transporte de massa. Algumas generaliza¸c˜oes s˜ao poss´ıveis em fun¸c˜ao dos dados obtidos referentes ao tamanho de part´ıcula. Difus˜ao superficial e difus˜ao por contorno de gr˜ao s˜ao rela-tivamente aumentadas com rela¸c˜ao aos outros mecanismos em fun¸c˜ao da diminui¸c˜ao do tamanho de part´ıcula. Em geral part´ıculas finas, mostram um r´apido crescimento de pesco¸co e necessita de menos tempo de sinteriza¸c˜ao e/ou baixa temperatura de sinteri-za¸c˜ao para conseguir um equivalente grau de sinteriza¸c˜ao. Ao contr´ario, p´os grosseiros sinteriza-se vagarosamente e requer altas temperaturas de sinteriza¸c˜ao ou grandes tempos de sinteriza¸c˜ao. O tamanho considerado ideal para a sinteriza¸c˜ao de p´os met´alicos ´e de aproximadamente 1µm obtendo resultados significativos na sinteriza¸c˜ao doM o (Munir
eGerman, 1976).
p´o compactado. Tem a vantagem de ser aplicada a qualquer um dos mecanismos de transporte de massa.
A express˜ao, colocada, abaixo ´e resultado de considera¸c˜oes relacionadas ao parˆametro de redu¸c˜ao de ´area superficial espec´ıfica (∆S/SQ), com vista as interpreta¸c˜oes; de cresc´ı-mento de pesco¸co, resultando numa equa¸c˜ao generalizada da forma:
(∆S S0
) =k.tγ (2.2)
onde, (∆S/S0) ´e a redu¸c˜ao de ´area superficial espec´ıfica,K uma constante relacionada as propriedades do p´o e da temperatura,t ´e o tempo da isoterma de sinteriza¸c˜ao eγ ´e uma constante relacionada ao mecanismo de transporte de mat´eria. Em algumas ocasi˜oes, o parˆametro densifica¸c˜ao Φ tem condi¸c˜ao de monitorar o processo. A vantagem da den-sifica¸c˜ao ´e que normaliza os efeitos da vari´avel densidade verde com respeito aos efeitos observados no sinterizado. ´E visto como outro fator de monitora¸c˜ao em fun¸c˜ao de analisar as mudan¸cas da densidade do compacto durante a sinteriza¸c˜ao. A express˜ao que define este fator ´e a seguinte:
Φ = (ρs−ρg) (ρt−ρg)
×100 (2.3)
onde, ρs ´e a densidade do sinterizado, ρg ´e a densidade verde e ρt ´e a densidade te´orica
do material. A contra¸c˜ao (∆L/L0)´e um parˆametro ´util para an´alise do processo de sin-teriza¸c˜ao, visto que elimina as medidas individuais, do tamanho do pesco¸co. No entanto se os mecanismos de difus˜ao por superf´ıcie ou por evapora¸c˜ao-condensa¸c˜ao, ambos dom-inarem o processo, eles n˜ao podem causar contra¸c˜ao. A monitora¸c˜ao no processo de sinteriza¸c˜ao com respeito ao parˆametro contra¸c˜ao, s´o ´e poss´ıvel para os transporte de massa. Para alguns materiais, onde a alta densidade ´e fundamental, a contra¸c˜ao passa a ser um parˆametro monitor´avel preponderante, para tanto, tempo, temperatura e tamanho de part´ıcula s˜ao meios de aumentar especificamente os mecanismos de sinteriza¸c˜ao para se obter os objetivos da contra¸c˜ao (German, 1984).
A utiliza¸c˜ao dos dados da contra¸c˜ao s˜ao usados para avaliar os mecanismos de trans-porte de massa, bem como, a energia de ativa¸c˜ao do processo de sinteriza¸c˜ao. A curva do gr´afico da contra¸c˜ao em fun¸c˜ao do tempo de sinteriza¸c˜ao apresenta uma inclina¸c˜ao, o coeficiente de dependˆencia com o tempo, dado pela seguinte equa¸c˜ao:
∆L L0
=B.tn (2.4)
do tamanho da part´ıcula, temperatura e propriedades do material. Para o calculo da energia de ativa¸c˜ao ´e utilizado um gr´afico tipo Arrhenius (German, 1984) da contra¸c˜ao linear em fun¸c˜ao da temperatura:
[ln(∆L L0
)]· 1
T (2.5)
A Energia de ativa¸c˜ao Q est´a relacionada a inclina¸c˜ao da reta sendo calculada pela seguinte equa¸c˜ao:
I = −nQ
2,3R (2.6)
onde,R ´e a constante dos gases en ´e o coeficiente de dependˆencia com o tempo dado na Equa¸c˜ao (2.4), (Munir eGerman, 1976).
Certos metais requerem alguma forma de prote¸c˜ao contra a oxida¸c˜ao durante a sinter-iza¸c˜ao, devido a alta reatividade com o oxig´enio em fun¸c˜ao das altas temperaturas. Os ´oxidos na superf´ıcie do p´o impedem a difus˜ao na liga e o desenvolvimento adequado das propriedades pretendidas no sinterizado. Conforme aspectos relacionados ao processo, tais como, tipo e composi¸c˜ao dos componentes da liga, mistura, tratamento adicional, prensagem, que sugere a presen¸ca ou n˜ao de ´oxidos, faz-se necess´ario uma redu¸c˜ao em atmosfera de siriteriza¸c˜ao, evitando se uma futura oxida¸c˜ao, bem como reduzindo uma eventual existˆencia de ´oxidos. Algumas rea¸c˜oes s˜ao poss´ıveis em uma atmosfera partic-ular para sinteriza¸c˜ao de p´os met´alicos (Gomes, 1995; German, 1984). Experiˆencias demonstram que p´os met´alicos exibem acima de 1,5%. de perda de peso durante o ciclo de sinteriza¸c˜ao (German,1984). Predominantemente, esta perda de peso ´e devido a uma redu¸c˜ao de ´oxidos. A rea¸c˜ao qu´ımica da Equa¸c˜ao (2.7) apresenta a caracteriza¸c˜ao de um processo de oxida¸c˜ao de um metal, por efeito de redu¸c˜ao:
M O(Solido) +H2(Gas)⇋M(Solido) +H2O(Gas) (2.7)
Tabela 2.4: Temperaturas, tempos e atmosferas para alguns materiais. Fonte: Gomes, 1995
onde A -Amˆonia Dissociada, Ar - Argˆonio, D - Endog´as, H - Hidrogˆenio, V - V´acuo e X - Exog´as
A experiˆencia confirma, que o controle da atmosfera ´e necess´ario para assegurar a otimiza¸c˜ao da sinteriza¸c˜ao. A complexidade no procedimento com a atmosfera de sinter-iza¸c˜ao resulta nas diferentes rea¸c˜oes poss´ıveis. O controle e a manipula¸c˜ao da atmosfera proporciona ao metalurgista do p´o, uma oportunidade de mudar o grau de sinteriza¸c˜ao, bem como, regular o material qu´ımico durante o ciclo de sinteriza¸c˜ao
As pesquisas relacionadas com a utiliza¸c˜ao de atmosferas de sinteriza¸c˜ao em certos metais apresentam hip´oteses n˜ao solucionadas. Dentre estas: a associa¸c˜ao dos efeitos da atmosfera e aditivos qu´ımicos no processo de sinteriza¸c˜ao por fase l´ıquida e ativada; e a influˆencia do tipo de atmosfera com rela¸c˜ao ao aumento da taxa de densifica¸c˜ao. Em estudos com o tungstˆenio observa-se que a atmosfera de sinteriza¸c˜ao de hidrogˆenio (re-du¸c˜ao) proporciona melhores resultados na densifica¸c˜ao do que o uso de atmosferas inertes (argˆonio, h´elio) comprovando que a atmosfera n˜ao permanece constante durante a sinteri-za¸c˜ao. Os materiais transportam impurezas (´oxidos, carbono e gases aprisionados) para a cˆamara do forno.A evolu¸c˜ao desses contaminantes (impurezas) em raz˜ao do aquecimento pode provocar mudan¸cas significativas na composi¸c˜ao da atmosfera (German, 1984).
2.3
Fornos de Sinteriza¸c˜
ao
As trˆes classifica¸c˜oes gerais de equipamentos para equipamentos de processamento t´ermico s˜ao: Batelada; Semi-cont´ınuo e Cont´ınuo.
Como exemplo, ´e poss´ıvel executar um processo de recozimento em fornos a ar, fornos a v´acuo, fornos de retorta por g´as expelido, entre outros. De forma similar, o processo qu´ımico de superf´ıcie da carburiza¸c˜ao pode ser executado numa gama de tipos de equipa-mento, incluindo fornos de batelada e de atmosfera controlada continuamente, fornos de impuls˜ao ou fornos a v´acuo (EUROTHERM website, 2008).
Existem diferen¸cas significativas entre fornos de sinteriza¸c˜ao e fornos de tratamento t´ermico o que obriga a uma sele¸c˜ao rigorosa das atmosferas a utilizar. O tipo de forno escolhido ´e,geralmente aquecido por resistˆencias el´etricas no qual o compacto ´e conduzido sobre uma rede aquecida. A malha da rede e o elemento aquecedor s˜ao de uma liga de 80/20 n´ıquel/cromo, modificada para que tenha uma vida ´util at´e os 1500◦C. Para
temperaturas superiores a 500◦C, os fornos de aquecimento por radia¸c˜ao s˜ao prefer´ıveis,
e est˜ao sendo cada vez mais usados, na medida em que as resistˆencias mecˆanicas mais elevadas s˜ao pedidas aos componentes sinterizados.
Os carbonetos de sil´ıcio tamb´em s˜ao utilizados para os elementos aquecedores,podendo operar at´e os 1350◦C. Para fins especiais, a temperaturas de sinteriza¸c˜ao ainda mais
elevadas, utilizam-seresistˆencias el´etricas constitu´ıdas por elementos de molibdˆenio, o que envolve problemas especiais, nomeadamente, a rapidez com que o molibdˆenio forma ´oxidos vol´ateis.Os fornos com resistˆencias el´etricas em molibdˆenio devem operar num atmosfera de hidrogˆenio puro.
Os fornos cont´ınuos do tipo banda passante e de canal fechado s˜ao os mais adequados para a produ¸c˜ao massiva dos componentes sinterizados, devido aos relativamente baixos custos da opera¸c˜ao da sinteriza¸c˜ao por pe¸ca, e `a sua capacidade de proporcionar produtos mais consistentes. Contudo, quando as quantidades dos componentes a serem sinterizados s˜ao pequenas, devem utilizar-se fornos de mufla fechada convencionais, com atmosfera de sinteriza¸c˜ao. Estes fornos (ex.fornos `a v´acuo) s˜ao tamb´em desej´aveis, quando se pretendem obter produtos P/M de elevada pureza (Ferreira, 2002).
Os fornos de sinteriza¸c˜ao s˜ao a g´as ou el´etricos, por resistˆencia ou indu¸c˜ao (fornos a v´acuo geralmente). Nos fornos a resistˆencia, os elementos de aquecimento, em fios, ou barras, s˜ao de Ni-Cr para temperatura at´e 1150◦C, de carboneto de sil´ıcio (Globar) at´e
da temperatura da ordem de 1400◦C, de molibdˆenio ou tungstˆenio, at´e temperatura da
ordem de 1550◦C (neste caso, exigindo a atmosfera protetora redutora de hidrogˆenio).
Os fornos de sinteriza¸c˜ao trabalham normalmente com atmosfera protetora com obje-tivo de evitar a oxida¸c˜ao das pe¸cas e reduzir os eventuais ´oxidos contidos nos p´os e que poderiam prejudicar o grau de sinteriza¸c˜ao.
A sinteriza¸c˜ao ´e comumente processada em fomos cont´ınuos ou semi-cont´ınuos, car-acterizado por 3 zonas de opera¸c˜ao: Pr´e-aquecimento; Manuten¸c˜ao; Resfriamento. Ba-sicamente existem 4 tipos de fornos: Esteira (at´e 1150◦C); Walkingbean (at´e 1300◦C);
Pussher (at´e 1300◦C); a v´acuo (at´e 1350◦C).
e variam em capacidade e tamanho. O equipamento foi constantemente melhorado nos ´
ultimos 30 anos, tanto que o tratamento `a v´acuo se transformou em uma aplica¸c˜ao ex-tensamente usada na ind´ustria aeroespacial e automotiva. O v´acuo ´e considerado quando a press˜ao estiver abaixo da press˜ao atmosf´erica e em aplica¸c˜oes industriais como Torr, m´ıcrons ou millibars.
Tabela 2.5: Atmosferas de Sinteriza¸c˜ao
Os efeitos de tratar componentes em um v´acuo s˜ao dois: press˜ao parcial na regi˜ao meio-elevada do v´acuo do ar residual no forno, particularmente o hidrogˆenio significa-tivamente ´e reduzido e fornecer´a um ambiente aos componentes do processo com quase nenhuma oxida¸c˜ao superf´ıcial. A redu¸c˜ao do nitrogˆenio residual (N) ´e tamb´em ben´efica para os materiais, que dariam forma de outra maneira a nitritos.A Decomposi¸c˜ao de ´oxi-dos existentes na superf´ıcie ´oxi-dos componentes pode ocorrer dependendo da temperatura e do tipo do material.
Fornos `a v´acuo tem muitos formatos mecˆanicos diferentes, desenvolvidos com compo-nentes comuns, tais como: parte de uma cˆamara ou cˆamaras m´ultiplas geralmente com os protetores de calor (resfriadores de ´agua) carregando e transferindo o mecanismo de revestimento
- Feitos de placa de grafite ou material para alta temperatura
- Forno constru´ıdo de grafite ou outro de aquecimento, freq¨uentemente ou alternati-vamente molibdˆenio ou material para alta temperatura acima de 1.000◦C
- Sistema de bomba de v´acuo - Controle parcial de press˜ao
- Ventilador opcional ajudando a circula¸c˜ao em processos do recozimento - Aquecimento por e/ou g´as/ com ventila¸c˜ao for¸cada
- Sistema de controle - Sistema de resfriamento
O conceito celular de processamento do v´acuo est´a tornando-se mais difundido com as disposi¸c˜oes da multi-c´elula, usadas para integrar o tratamento t´ermico no ch˜ao de f´abrica e de manufatura (EUROTHERM website, 2008).
Figura 2.9: Esquema forno a v´acuo. Fonte: EUROTHERM, 2008
Para o a¸co inoxid´avel austen´ıtico a opera¸c˜ao de sinteriza¸c˜ao em press˜ao parcial ´e um termo mais adequado que a sinteriza¸c˜ao a v´acuo. Antes da sinteriza¸c˜ao de qualquer mistura de metais em v´acuo, deve ser feito um estudo do equil´ıbrio das press˜oes parciais. O cromo ´e um bom exemplo (Otto, 1974).
2.4
Caracteriza¸c˜
ao na Metalurgia do P´
o
A caracteriza¸c˜ao de materiais sinterizados pode ser feita utilizando se a classifica¸c˜ao formulada por German (1984), onde os materiais s˜ao agrupados em v´arias classes de porosidade (densidade) como mostra a Tabela2.6.
Tabela 2.6: Classifica¸c˜ao da Porosidade dos Materiais Sinterizados. Fonte: German, 1984.
Al´em disso, v´arias t´ecnicas s˜ao utilizadas para a caracteriza¸c˜ao:
• Medidas de Densidade:
• Microscopia ´otica:
Ap´os a prepara¸c˜ao da superf´ıcie, limpa, polida e isenta de deforma¸c˜oes, passa-se `a etapa fim que ´e a observa¸c˜ao ´otica. Para se observar as imagens de interesse como inclus˜oes, contorno de gr˜aos, maclas, etc..., ´e necess´ario que se contraste da superf´ıcie da amostra. Os contrastes podem ser qu´ımico, ´otico, t´ermico, bombardeamento iˆonico, etc. e s˜ao utilizadas tanto para observa¸c˜ao a olho nu como tamb´em atrav´es de um microsc´opio ou lupa.
• Microscopia Eletrˆonica de Varredura (MEV):
Al´em do acr´escimo na resolu¸c˜ao, a utiliza¸c˜ao da microscopia eletrˆonica de varredura (MEV) traz ainda algumas vantagens. As imagens obtidas s˜ao similares `as que poderiam ser vistas pelo olho humano, se ele fosse capaz de ver com grandes ampli-a¸c˜oes. Esse aspecto ajuda a simplificar enormemente a interpreta¸c˜ao das imagens. Em adi¸c˜ao a t´ecnica ainda fornece imagens topogr´aficas com profundidade de foco de at´e 300x superior ao da microscopia ´otica al´em de imagens por contraste de peso atˆomico e imagens de raios-x indicando a localiza¸c˜ao de cada elemento na superf´ıcie.
• Difratometria de Raios-X (DRX ): ´
E usada da mesma forma para caracterizar amostras sinterizadas diferindo apenas na instala¸c˜ao das amostras no equipamento (Alves, 1999). Um exemplo t´ıpico de difratograma mostra a intensidade dos picos em fun¸c˜ao do ˆangulo de varredura para o composto sob an´alise. Para se descobrir que materiais formam uma deter-minada amostra (caracteriz´a-la), devemos testar simula¸c˜oes de diferentes materiais at´e obtermos um padr˜ao de difra¸c˜ao que coincida com o da amostra na posi¸c˜ao e intensidade dos picos. Esse trabalho ´e feito utilizando programas de computador como o DBWS e o FULLPROF.
• Microdureza Vickers:
Para a determina¸c˜ao do ´ındice de dureza ser´a necess´ario medir acuradamente o com-primento das duas diagonais da superf´ıcie quadrada feitas pelo indentador padr˜ao de diamante piramidal, e ent˜ao calcular a m´edia das duas e substituir este valor na equa¸c˜ao do ´ındice de dureza referido. Al´em disso, pode-se usar este valor m´edio como referˆencia para tabelas adequadas do ´ındice de dureza requerida. As medi¸c˜oes precisas das diagonais s˜ao monitoradas por meio de um microsc´opio metal´urgico acoplado ao equipamento que pode ser ajustado para a posi¸c˜ao acima da superf´ıcie de impress˜ao, sendo equipado com uma tela reticulada para a medi¸c˜ao no conjunto das oculares que pode ser girado de 90◦ ou mais sobre seu eixo principal
A escala de medi¸c˜ao nas oculares do instrumento Armstrong- Vickers consiste em bordas cortantes m´oveis em vez de ret´ıculos de fio convencionais, podendo realizar medi¸c˜oes da ordem de 1µm.
O valor da dureza Vickers , para indetador piramidal DPH ´e dado por:
DP H = P
A →DP H =
1,854P
D2 (2.8)
onde P ´e a carga aplicada em kg e A ´e a ´area lateral da pirˆamide em mm2 e D ´e o comprimento da diagonal em mm
2.5
Comp´
ositos de Matriz Met´
alica (CMM)
Comp´osito consiste em material multif´asico feito artificialmente. Al´em disso,as fases constituintes devem ser quimicamente diferentes e devem estar separadas por uma in-terface distinta (Abenojar, 2003). De acordo com esse princ´ıpio da a¸c˜ao combinada, melhores propriedades podem ser obtidas atrav´es de uma combina¸c˜ao das propriedades de dois ou mais materiais distintos. Os materiais comp´ositos podem ser agrupados em trˆes divis˜oes principais que s˜ao: os comp´ositos refor¸cados com part´ıculas, os refor¸cados com fibra e os comp´ositos estruturais. Muitos materiais comp´ositos s˜ao constitu´ıdos por ape-nas duas fases; uma chamada de matriz que ´e cont´ınua e envolve a outra fase, chamada freq¨uentemente de fase dispersa. Quando o componente da matriz ´e um metal, ´e de-nominado de comp´osito de matriz met´alica ou MMC (Metal Matrix Composite). Estes materiais podem ser utilizados `a temperatura de servi¸co mais elevadas do que seus metais base, an´alogos. Al´em do mais, o refor¸co pode melhorar a rigidez espec´ıfica, o seu m´odulo de resistˆencia, a resistˆencia `a abras˜ao, a resistˆencia `a fluˆencia a condutividade t´ermica e a estabilidade dimensional. Os MMC refor¸cados com part´ıculas assumem especial im-portˆancia industrial, pois o custo de produ¸c˜ao dos mesmos, geralmente ´e menor que as refor¸cadas com fibras cont´ınuas. Al´em disso, o material pode ser submetido a proces-sos metal´urgicos tradicionais seguidos por processos secund´arios. Mantˆem propriedades isotr´opicas quando comparadas aos comp´ositos refor¸cados com fibra, suportam temperat-uras de trabalho maiores que as do material sem refor¸co e como resultado final o aumento na estabilidade t´ermica e melhor resistˆencia ao desgaste.
Para a maioria desses comp´ositos, a fase particulada ´e mais dura e mais r´ıgida do que a matriz. Essas part´ıculas de refor¸co tendem a restringir o movimento da fase matriz da vizinhan¸ca de cada part´ıcula. Essencialmente, a matriz transfere parte da tens˜ao aplicada `as part´ıculas que passam a suportar uma fra¸c˜ao da carga. O grau de refor¸co ou melhoria do comportamento mecˆanico depende de uma liga¸c˜ao forte na interface entre a matriz e a part´ıcula. Para que haja transferˆencia da carga da matriz met´alica para as part´ıculas deve, haver uma liga¸c˜ao entre as mesmas. Sem considerar a carga aplicada diretamente sobre o refor¸co, a carga aplicada na matriz ´e transferida da matriz para o refor¸co pela interface consolidada. As intera¸c˜oes entre a part´ıcula e a matriz, que levam ao aumento de resistˆencia, ocorrem no n´ıvel atˆomico ou no n´ıvel molecular. A matriz suporta a maior parte de uma carga que ´e aplicada enquanto que pequenas part´ıculas evitam ou dificultam o movimento de discordˆancia. Desta forma, a deforma¸c˜ao pl´astica ´e restringida de modo tal que o limite de escoamento, o limite de resistˆencia `a tra¸c˜ao e a resistˆencia `a dureza s˜ao melhorados.
A interface em um comp´osito tem uma grande importˆancia na determina¸c˜ao das suas propriedades finais. A interface, por defini¸c˜ao ´e uma regi˜ao bidimensional onde ocorre a descontinuidade em um ou mais parˆametros do material. Na pr´atica, ´e no volume asso-ciado com a interface onde ocorrem as graduais transi¸c˜oes dos parˆametros dos materiais. A an´alise dos diferentes tipos de liga¸c˜ao na interface entre o metal e a cerˆamica, sua caracteriza¸c˜ao micro estrutural, e os efeitos nas suas propriedades ´e que determinam a eficiˆencia do processo para a forma¸c˜ao do comp´osito. Neste caso, dois fatores devem ser considerados. Primeiro, a interface ocupa uma grande ´area do comp´osito, e depois, o refor¸co e a matriz formam um sistema t´ermico de n˜ao equil´ıbrio, al´em da diferen¸ca no m´odulo de elasticidade, no potencial qu´ımico, e no coeficiente t´ermico de expans˜ao. A descontinuidade no coeficiente de expans˜ao t´ermica implica que a interface estar´a em equi-l´ıbrio somente na temperatura em que a matriz e o refor¸co foram formados. Em qualquer outra temperatura, poder˜ao ocorrer tens˜oes entre os componentes do composto.
Sabendo que a intera¸c˜ao qu´ımica ou mecˆanica entre o refor¸co e a matriz ocorre na inter-face, uma grande ´area de interinter-face, que cresce com a diminui¸c˜ao do diˆametro das part´ıcu-las, tem uma grande importˆancia na determina¸c˜ao das propriedades finais e comporta-mento do comp´osito. No caso dos comp´ositos que tˆem a sua resistˆencia aumentada por dispers˜ao, em geral, as part´ıculas s˜ao muito menores, com diˆametros entre 0,01e0,1µm.
Materiais nano-estruturados s˜ao s´olidos compostos por elementos estruturais, cristali-tos, com o tamanho caracter´ıstico, de poucos nanˆometros, pelo menos em uma das dire¸c˜oes
(Gomes, 1995). Em termos cristalogr´aficos, a interface metal cerˆamica em um comp´osito
